一种基于钢种凝固特性与组织演变规律的微合金钢连铸冷却控制方法

摘要

本发明涉及一种基于钢种凝固特性与组织演变规律的微合金钢连铸冷却控制方法，其关键技术内容包括目标钢种凝固特性实验分析、连铸坯凝固组织数值模拟和连铸冷却过程水量调控等。首先实验确定目标钢种在不同冷速下热塑性和第三脆性温度区的变化规律，其次结合实验综合分析冷速对奥氏体/铁素体转变以及微合金元素第二相粒子析出规律的影响，最后提出微合金钢方坯连铸冷却精益控制策略“低过热度浇注+二冷三区弱冷+二冷四区强冷”，并制定相应调控方案，即“过热度23℃（原值37℃），二冷三区水量2.6L/min（原值51.5L/min），二冷四区水量165.6 L/min（原值18.4 L/min）”，构建了基于微合金钢特性的连铸二次冷却调控新机制，优化铸坯凝固组织结构并提高其表层微观组织强度。

说明书

技术领域

本专利涉及钢铁冶金连铸坯质量控制技术领域，适用于微合金化钢的连铸生产。连铸坯较高的等轴晶率和良好的表层组织强度对于减少元素宏观偏析、降低矫直过程表面裂纹发生率具有重要作用。本专利通过实验研究结合相关数学模型阐明了钢种的凝固特性及其组织演变规律，在此基础上，归纳提出了一种基于钢种凝固特性与组织演变规律的微合金钢连铸冷却控制方法，运用此方法能够在提高微合金钢连铸坯等轴晶率的同时强化铸坯表层组织，改善铸坯的质量。

背景技术

连铸坯实际生产过程中结晶器内气隙的形成及二次冷却区水量的非均匀分配会导致连铸坯“纵-横”非均匀凝固冷却，这一现象与连铸坯典型质量缺陷如裂纹及宏观偏析的产生密切相关。因此，有必要针对铸坯连铸过程的凝固特性及组织性能进行研究，分析连铸冷却条件下的凝固特性变化规律，阐明连铸坯平衡/非平衡组织演变规律对铸坯典型凝固缺陷的影响机制，最终结合钢种特性从凝固原理和金属学角度对连铸凝固冷却工艺提出相应工艺优化建议。

钢的连铸过程冷却控制是提高连铸坯质量的关键性技术，主要分为结晶器冷却控制和二冷区控制。其中，结晶器冷却控制主要通过调整钢液过热度、结晶器冷却水流速及进出水温差来对钢液的初始凝固过程进行控制；二冷区控制主要通过调整二冷各段冷却水量来实现铸坯的“纵向”均匀冷却，并以此为基础合理调整冷却水在铸坯横截面方向的覆盖率及喷嘴布置方式来实现铸坯的“横向”均匀冷却，通过上述控制方法的配合实现连铸坯的“纵-横”均匀冷却，以保证铸坯经过连铸机矫直点时的表面温度避开所浇钢种的“脆性温度区间”。然而，对于微合金化钢种来说，微合金元素V，Ti，Nb等的存在及溶质元素的偏析作用将使铸坯在凝固冷却过程中产生微合金碳氮化物第二相粒子。若连铸冷却控制不当，第二相粒子将在晶界大量析出，使钢的塑性降低，导致矫直过程连铸坯表面横裂纹的产生。

实际生产过程中，连铸坯的凝固组织结构对于溶质元素的偏析行为有着重要作用。连铸坯较高的中心等轴晶率能够促进溶质元素的均匀分布，从而减轻了其偏析行为。这一特点要求其连铸坯应当具有良好的凝固质量，避免出现中心偏析、疏松和裂纹等缺陷。溶质宏观偏析作为连铸坯常见的质量问题，其形成机理与连铸坯的凝固冷却方式联系紧密。因此，可以通过调控连铸过程冷却模式来改善连铸坯凝固组织质量，从而降低溶质元素的偏析程度。

连铸过程中结晶器/二冷区冷却效果的直接表现形式为铸坯表面/内部冷却速率的变化。连铸过程钢液的凝固相变、溶质元素的偏析、第二相的析出、树枝晶的生长及初生坯壳的固态相变及热塑性均会受到冷却速率的显著影响。因此，连铸过程中结晶器/二冷区的冷却方式将会对连铸坯的内部/表面质量产生重要作用。通过合理控制连铸坯冷却速率能够在一定程度上降低连铸坯中心偏析和表面矫直裂纹的产生。

中国发明专利CNI01912953A控制连铸坯表层凝固组织的二次冷却方法，通过在铸机垂直段采用增大原来水量的2～5倍对铸坯进行强冷，控制析出物和凝固组织来控制铸坯表层凝固组织。但其在垂直段冷却强度过大，致使铸坯温度过低，而当铸坯经过弯曲段和矫直段时，会因塑性降低而产生裂纹。

中国发明专利CN102861890A一种降低微合金钢板坯角部横裂纹的二次冷却方法，通过控制垂直段内的冷却水量及喷水模式，以3～8℃/s的冷却速度对铸坯进行冷却，实现铸坯的强冷。之后通过弱冷对铸坯进行回温，强化表层组织强度，减小角部裂纹敏感性。然而，该专利忽略了连铸机垂直段强冷对连铸坯中心等轴晶率的影响，易加重溶质元素的中心偏析程度。

发明内容

本发明核心技术为提出一种基于钢种凝固特性与组织演变规律的微合金钢连铸冷却控制方法。通过该方法的应用，可以同时提高微合金化钢连铸坯的中心等轴晶率和表层组织强度，从而减少铸坯中心偏析和表面裂纹缺陷的发生。

为解决上述技术问题，本发明相关技术方案主要从两方面出发：(1)通过实验测定目标钢种在不同冷却速率下的热塑性曲线，阐明连铸温度范围内的目标钢种第三脆性温度区间分布范围，在此基础上，确定连铸坯矫直点目标表面温度；(2)运用元胞自动机-有限元法对连铸坯凝固组织形成过程进行分析，确定柱状晶-等轴晶转变点在连铸机冷却区段中的位置，在此基础上，研究浇注温度、二冷水量对中心等轴晶率的影响规律。结合(1)和(2)两方面的研究，以铸坯柱状晶-等轴晶转变开始处对应的连铸冷却区位置为分界点(简称CET点)，针对目标钢种连铸过程过热度及二次冷却水量进行合理调控。在CET点之前，为了扩大铸坯等轴晶率，对钢液浇注温度按照下限控制；在CET点之后，对连铸二冷区进行强冷，促进铸坯表层组织中微合金第二相粒子的均匀析出及铁素体的均匀分布，以此来提高铸坯表层组织强度，通过上述连铸冷却控制策略扩大连铸坯中心等轴晶率并提高铸坯表层组织强度，最终减轻溶质中心偏析程度并降低铸坯表面矫直裂纹的发生率。

附图说明

图1为冷却速率对连铸坯热塑性曲线的影响，

图2为YQ450NQR1钢连铸坯凝固组织形成模拟计算结果，

图3为微合金钢连铸过程V(C,N)析出量随温度的变化规律曲线，

图4为冷却速率对钢中V(C,N)第二相析出位置的影响检测结果(扫描电镜)，

图5为YQ450NQR1钢连铸过程铁素体析出原位观察结果(共聚焦显微镜)，

图6冷却模式调整前/后的YQ450NQR1钢铸坯宽面温度曲线对比，

图7冷却模式调整后的YQ450NQR1钢铸坯凝固组织结构模拟结果。

具体实施方式

下面以具体实施案例，针对某钢厂连铸生产YQ450NQR1钒微合金化钢为例对本专利作进一步说明。YQ450NQR1钢的化学成分如表1所示。YQ450NQR1钢连铸过程工况及相关冷却工艺参数分别见表2和表3。

表1 YQ450NQR1钢化学成分(单位，％)

CSiMnPSCuCrNiVN0.1230.421.330.0120.00730.2880.2810.1590.120.0125

表2 YQ450NQR1钢浇铸工况

钢种断面尺寸，mm拉坯速度，m/min浇铸温度，℃结晶器水量，m³/hYQ450NQR1360×4500.51550240

表3二冷各区长度及水量分布(L/min)

本专利具体实施方式如下：

运用Gleeble热模拟实验机针对YQ450NQR1钢连铸坯表层组织在不同冷却速率下的热塑性进行研究分析，确定冷却速率对热塑性的影响规律，获得不同冷却速率条件下的钢试样断面收缩率随温度变化曲线(图1)。以断面收缩率60％为评定标准，确定第三脆性温度区间的范围。运用元胞自动机-有限元法针对连铸方坯凝固组织进行数值模拟计算，确定正常工况(见表2)下的YQ450NQR1钢连铸坯柱状晶-等轴晶转变点位置(图2)。在此基础上，通过调整过热度和二冷水量，分析其对连铸坯中心等轴晶率的影响。

连铸冷却过程对铸坯凝固组织的影响取决于铸坯凝固终点之前冷却区的工艺条件，其中对于中心等轴晶率的影响主要集中于铸坯发生柱状晶-等轴晶转变(CET)之前的冷却区。CET转变发生后铸坯凝固结构由柱状晶变为等轴晶，由此形成了中心等轴晶区。通过计算得知，当拉速为0.5m/min、过热度为25℃、采用常规二次冷却模式时，YQ450NQR1钢方坯CET转变开始时距结晶器弯月面约8.17m，该位置位于连铸机二冷三区中部。由此可知，可以通过调整钢液过热度、足辊区及二冷一区、二区水量在一定程度上能控制铸坯中心等轴晶率，调整CET转变完成处以后的二冷区水量对中心等轴晶率影响较小。通过过热度、二冷水量对凝固组织的影响可知，低过热度、低二次冷却强度有利于增大铸坯中心等轴晶率。在确保水口不冻结及初凝坯壳不漏钢的前提下，钢液过热度尽可能按照下限值控制，结合现场工艺参数确定钢水过热度为23℃(原过热度为37℃)。足辊区及二冷一区、二区的冷却水量不作调整。

由图3可知，YQ450NQR1钢中V(C,N)粒子在1100℃以上开始析出。此温度位于二冷二区末端，铸坯进入二冷三区和二冷四区后V(C,N)粒子开始集中析出。结合图4扫描电镜实验结果，冷却速率增大在一定程度上能够抑制V(C,N)在晶界的析出，使其分布于晶粒内部，从而诱导晶内铁素体析出(图5)，消除连铸坯矫直过程中晶界应力集中。同时，根据不同冷却速率下的方坯热塑性曲线(图1)可得，为了保证矫直点处铸坯具有良好的塑性(高温拉伸实验试样有较高的断面收缩率)，应使铸坯在二冷四区冷却速率保持在1℃/s以上，矫直温度控制在700℃～800℃之间。

综合上述分析，为了提高连铸坯中心等轴晶率和表层微观组织强度，特制定YQ450NQR1钢连铸方坯冷却控制策略为“低过热度浇注+二冷三区弱冷+二冷四区强冷”。基于此冷却控制策略，经过反复试算，得出YQ450NQR1钢连铸方坯冷却精益控制方案为“过热度23℃(原过热度37℃)，二冷三区水量2.6L/min(原二冷三区水量51.5L/min)，二冷四区水量165.6L/min(原二冷四区水量18.4L/min)”。结合凝固传热数学模型对铸坯温度场进行计算，获得铸坯宽表面温度曲线如图6所示。

由图6可知，冷却模式调整后，连铸坯表层组织在二冷三区经历了回温，此过程将促使先前析出的V(C,N)粒子回溶，铸坯在二冷四区入口处的宽表面中心温度为1365℃。在二冷四区，连铸坯受到强冷，由此将导致V(C,N)粒子在较大的冷却速率下重新弥散析出于表层微观组织中，提高了表层微观组织的强度。二冷四区长度为5.14m，在拉速为0.5m/min时，二冷四区出口处铸坯宽表面中心温度下降至642℃。基于以上分析，YQ450NQR1钢方坯在二冷四区的表层冷却速率可由式(1)得出，即：

式(1)中：

C_R，seg4为铸坯在二冷四区的表面冷却速率，℃/s；

T_in，T_out分别为铸坯在二冷四区入口和出口位置的宽面中心温度，℃；

t_seg4为铸坯经过二冷四区所经历的时间，s。

结合二冷四区长度与铸坯拉速可得代入式(1)可得

针对图6进一步分析可知，连铸坯出二冷四区后经历部分空冷区后进行矫直。在矫直点位置处，常规冷却模式下的YQ450NQR1方坯宽面中心温度为902℃，已经落入该钢种第三脆性区(800～917℃)。相比而言，冷却模式优化后，YQ450NQR1方坯在二冷四段平均冷却速率为1.17℃/s，在矫直点位置处的宽面中心温度为729℃。结合图5可得，在变形温度为729℃，冷却速率高于1℃/s的情况下，铸坯表层组织断面收缩率高于60％，能够从低温区间避开第三脆性区。在此基础上，运用元胞自动机-有限元模型对冷却模式优化后的YQ450NQR1钢连铸方坯凝固组织进行模拟，其横截面凝固组织形貌见图7，经测量得到其中心等轴晶率为31.3％。

综合以上结果可得，优化后的冷却模式能够使YQ450NQR1钢连铸方坯满足等轴晶率高、表层微观组织强度高的要求，从而降低了铸坯凝固过程偏析、内裂纹及矫直过程铸坯表面横裂纹的发生概率。